Ni-42Al单相金属间化合物的超塑性

研究了原始晶粒尺寸为200μm的富Ni单相Ni-42Al金属间化合物的高温变形行为及组织演变规律.结果表明,该合金在1 000~1 100℃、应变速率(0.125~2)×10-3s-1内呈现超塑性变形,在1 075℃、应变速率为10-3s-1时,最大延伸率可达306%.研究发现,该合金的应变速率敏感指数m与应变温度及应变速率相关.实验条件下,m值在0.2~0.3变化.显微结构分析表明,原始大晶粒组织经超塑性变形后显著细化,大晶粒超塑性变形是通过位错的交滑移与攀移等交互作用发生的连续动态回复和再结晶导致的.

大晶粒单相Ni-50Al金属间化合物高温塑性

研究了原始晶粒尺寸为220um的正化学计量比单相Ni-50A1金属间化合物的高温变形行为及组织演变规律。结果表明，该合金在温度1000～1100℃，应变速率7．5×10^-4^-1×10^-3s^-1范围内具有良好的高温塑性变形能力；在1075℃，应变速率为8．75×10^-4s^-1时，最大延伸率可达139％。金相显微分析表明，原始大晶粒组织经高温塑性变形后显著细化；EBSD与TEM分析表明，变形过程中小角度晶界持续产生，较小角度晶界向较大角度晶界不断演变，最终导致晶粒显著细化。显微结构综合分析表明，大晶粒Ni-50A1合金的高温塑性变形是由位错的交滑移与攀移等交互作用产生的连续动态回复和再结晶导致的。

大晶粒Ni-Al合金的超塑性

研究了原始晶粒尺寸为 2 2 0μm的 Ni- 40 % Al(原子分数 )单相合金的高温变形行为 .结果表明 ,该合金在 1 0 0 0～ 1 1 0 0°C温区 ,5× 1 0 -4～ 5× 1 0 -5s-1的应变速率范围内呈现超塑性变形 ,在1 0 5 0°C应变速率为 2 .5× 1 0 -4s-1时 ,最大延伸率可达 340 % ,相应的应变速率敏感指数为 0 .3,表观激活能为 2 89k J/mol.原始大晶粒组织经超塑性变形后显著细化 ,而大晶粒超塑性是由高温变形过程中发生连续回复和再结晶所致 .

双相NiAl金属间化合物超塑性

研究双相Ni-31Al金属间化合物的高温变形行为。结果表明,该合金在950~1075℃温度范围,1.25×10-4~8×10-3s-1应变速率范围内呈超塑性变形。在温度为1000℃、应变速率为5×10-4s-1时,最大延伸率可达281.3%。显微结构分析表明,超塑性变形过程中两相具有很好的协调变形能力,超塑性变形后原始组织拉长、细化。双相Ni-31Al金属间化合物超塑性变形机制可能为连续动态回复与再结晶。

EBSD技术研究Ni-48Al金属间化合物超塑变形组织演变

采用电子背散射衍射（EBSD）技术研究在1075℃、初始应变速率1.5×10^-3s^-1条件下大晶粒Ni-48Al合金超塑变形过程中的组织演变。结果表明,变形前,大晶粒Ni-48Al合金以大角度晶界为主,小角度晶界比例极低。在超塑变形过程中,持续有取向差≤5°的小角度晶界产生。随变形量的增大,新形成的小角度晶界取向差增加,转变为取向差6°-15°小角度晶界,进而转变为取向差〉15°的大角度晶界。小角度晶界的产生速率与小角度晶界转变为较大角度晶界的速率趋向一动态平衡。小角度晶界向较大角度晶界不断转变的结果使大角度晶界数量不断增加,最终导致晶粒显著细化。